1 引言
Al2O3弥散强化铜合金具有突出的室温和高温强度，同时兼备优良的导电、导热性能，在许多要求材料同时具备高导电、导热和高温强度的场合倍受青睐，可广泛应用于电力、电子、机械等工业领域，如用作点焊电极、高强度电力线、集成电路引线框架等。但该合金难以通过传统的粉末冶金方法直接获得高密度的压坯和烧结体，通常需要对烧结体进行变形加工以获得致密的板材或棒材，然后经机加工制成所需产品。目前，Al2O3弥散强化铜合金的典型制备工艺为CuAl合金+ 氧源混合等静压成形内氧化-还原-烧结变形加工( 热挤压+ 冷轧或拉拔) 合金。整个工艺存在流程复杂、原材料利用率低、能耗大、产品稳定性差和成本高等问题。高速压制( HVC) 技术是一种极具优势的粉末成形技术，兼具动态压制的高冲击能量和传统压制的高效平稳等共同特征，可实现冷态下粉末的高致密成形和连续化生产，具有成本低、压坯密度高且分布均匀、低弹性后效和高精度等特点。
基于HVC 易于获得高致密度压坯的特性，将内氧化制粉工艺与HVC 技术相结合有望开发一种短流程、低成本制备Al2O3弥散铜合金的新技术。因此，本文以本单位已商业化的0. 34%( 质量分数) Al2O3弥散强化铜合金为研究目标，采用内氧化法制备弥散强化铜合金粉末，考察粉末的HVC 成形特性和压坯经不同温度烧结后的性能，以便为短流程、低成本制备弥散强化铜合金提供参考。
2 实验
2. 1 Al2O3弥散强化铜合金的制备
以水雾法制备的Cu-0. 18% ( 质量分数) Al( - 100 目) 合金粉为原料，以Cu2 O( - 325 目) 为氧源，按Al 完全发生化学反应3Cu2O + 2Al=Al2O3 +6Cu 所需要的Cu2 O 且其质量过量30% 进行配料，充分混合后，依次在氮气中进行900 ℃、2 h 内氧化和氢气中进行900 ℃、1 h 还原处理，经粉碎、过100 目筛后制得0. 34%( 质量分数) Al2O3弥散铜合金粉末。
采用HYP35-2 型高速冲击压机对粉末进行成形，模具为直径20 mm 的圆柱模具。粉末充填前用硬脂酸锌的酒精溶液进行模壁润滑，装粉高度固定为15. 5 mm。根据脱模力的大小调整压制时的冲击行程为15 ～ 35 mm。将HVC 成形的压坯在氢气中进行960，1000，1 040 和1 080 ℃烧结1 h，制得Al2O3弥散铜合金。
2. 2 样品的性能及表征
用日本理学Rigaku-3014 型X 射线衍射仪测试粉末的物相组成，Cu K 射线，管电流100 mA，管电压45kV，扫描速率8 /min，扫描范围30 ～ 140 粉末经镶样抛光后，采用德国Z-Wick 显微硬度仪测试显微硬度，载荷0. 0098 N，保压时间15 s; 用排水法测试试样的密度，并假定Cu-0. 18%( 质量分数) Al 合金中Al 完全氧化，根据所得弥散强化铜合金的理论密度( 8. 85 g /cm3 ) 计算相对密度; 用JXA-8100 型扫描电镜( SEM) 、POLYVAR-MET 大型金相光学显微镜( OM) 观察试样的显微形貌; 用FD-101 型涡流电导率仪测试试样的导电率; 用HR-150A 型洛氏硬度计测试硬度( HRB) ; 用美国Instron 8802 型力学试验机进行压缩实验，加载速率为0. 5 mm/min，并根据压缩测试得到的位移-载荷数值绘制真应力-应变曲线。
3 结果与讨论
3. 1 粉末性能
水雾化法制备Cu-Al 合金粉末的显微形貌。粉末表面光滑，呈椭球形或花生状，为典型的水雾化粉末形貌。同时粉末粒径分布区间较宽，有较多数量的细粉颗粒。由于内氧化反应为放热反应，局部温度可能会超过Cu 的熔点，因此混合粉末在900 ℃内氧化时，粉末之间会发生一定的粘结，使内氧化后粉末粒径增大，细粉数量明显减少。
3. 2 导电率
Al2O3弥散铜粉末压坯的导电率为32. 0% IACS，经氢气烧结后，其导电率大幅度提高，如经960 ℃烧结后导电率提升至76. 7% IACS。随烧结温度的升高，试样的导电率有所增加，经1 040 和1 080 ℃烧结后，导电率均超过了80% IACS。导电率的这种变化与铜基体中颗粒边界有关。颗粒边界作为电子散射中心，使导电率降低。在压坯中，除部分粉末颗粒之间发生熔合外，大部分颗粒之间存在明显的非冶金结合界面( 图4) ，从而使电子迁移的有效横截面较小，导电率低。经烧结后，颗粒边界冶金结合程度显著增加( 图6) ，使导电率大幅度提高。而且随着烧结温度的升高，烧结颈增长速率增加，部分颗粒界面消失，导电率进一步增加，如经1 080 ℃烧结试样的导电率比压坯的提升了153%。此外，导电率还与残余应力和位错等引起的电阻有关。粉末颗粒在高速压制时，发生了显著的塑性变形，其内部形成了一定的残余应力和位错等缺陷。随烧结的进行和烧结温度的提升，这些缺陷释放得更加充分，因此，烧结后的导电率显著提升。本文所制备合金的最大导电率为81. 0% IACS，低于热挤压法制备的相同Al 含量的弥散铜合金( ODS18) 的水平( 89. 7% IACS) [6]，这主要是由于采用HVC 方法制备的合金中仍存在一定的孔隙，而采用热挤压法所制备的合金达到了全致密。本文研究的导电率与冷轧方法制备的更低Al 含量合金( 0. 15% Al) 的导电率( 80. 8%IACS) 接近[12]，与实际使用的高强高导铜合金( 如铬青铜、铬锆青铜) 的导电性相当。
3. 3 硬度
与导电率变化规律不同的是，Al2O3弥散铜粉末压坯的硬度最高，为81. 0HRB，经氢气中烧结后，硬度有所降低，如经960 ℃烧结后硬度降低至79. 3 HRB，经1000 ～ 1 080 ℃烧结后硬度维持在77. 3 ～ 77. 8 之间。由于烧结前后试样的密度变化不大，硬度的这种变化主要与坯体内的缺陷有关。高速压制过程中产生的大塑性变形和弥散的Al2O3粒子对位错的钉扎作用，使粉末颗粒内部形成一定的应力和位错塞积，导致压坯的硬度增加。烧结过程起去应力退火的作用，使得这些缺陷减少，从而使烧结试样的硬度略有降低。传统工艺制备Al2O3弥散强化铜合金时，通常需要借助热挤压+ 冷轧或拉拔等大变形方法实现致密化，使得退火处理后合金的硬度有较大程度的降低，其软化温度通常保持在900 ～ 950 ℃之间。以秦晓冬[13]制得的1. 0% Al2O3弥散强化铜合金为例，其室温硬度为82. 9 HRB，经1 000 ℃ 退火后，硬度仅为69. 3 HRB。本文中，直接采用高速压制( HVC) 和烧结制备Al2 O3弥散强化铜合金，烧结过程同时也可以看作对坯体进行的退火处理。与压坯相比，经1 080 ℃烧结后的试样硬度保持率为95%，可以认为本文方法制备的弥散铜合金具有更高的硬度保持率或者是更高的软化温度。就导电率、硬度和软化温度而言，本文获得的弥散铜合金具有较好的综合性能，可以满足点焊电极的使用要求，为短流程、低成本制备Al2O3弥散强化铜点焊电极提供了一种新方法。
3. 4 压缩强度
由表1 所示的压缩强度可以看出，与压坯相比，烧结试样的强度有所提高，但不同温度烧结后强度差别较小。压坯的强度为423 MPa，经不同温度烧结后试样的强度为449 ～ 454 MPa，增幅约为7%。由图7 所示的真应力-应变曲线可以看出，压坯只发生弹性变形，当应力达到最大值后直接发生脆断而失效。而烧结试样经历弹性变形后，真应力随真应变的增加小幅增加，然后表现出有稳定流变应力的平台阶段。最大应变则随烧结温度的升高而增加。在本文中，960 和1 000 ℃烧结样品分别在0. 35 和0. 43 应变时失效，而经1 040 ℃以上温度烧结的试样在实验测试范围内未观察到失效现象，此时应变已超过了0. 65。
总体而言，提高烧结温度仅能小幅提高抗压强度，而且不同的烧结温度下样品的抗压强度基本相同。但是样品的失效应变随烧结温度的提高明显增加。不同烧结温度下弥散强化铜合金失效行为的差异应当也是由颗粒间界面结合差异引起的。随着烧结温度的提高，烧结样品中颗粒间的烧结颈增长速率增加，颗粒之间冶金结合程度逐渐增强，样品抵抗裂纹扩展的能力增强，失效应变随之增加。
4 结论
( 1) 采用HVC 法成形Al2O3弥散铜合金粉末能获得良好的成形效果。在927. 5 J 的冲击能量下，HVC成形含0. 34%( 质量分数) Al2O3合金粉末的压坯密度达到最大值8. 72 g /cm3 ( 98. 4% 致密度) 。
( 2) HVC 压坯经氢气中烧结后样品形状保持完好，致密度并无明显变化，但其导电率显著增加，硬度略有降低，压缩强度增大。随烧结温度的升高，合金的导电率有所升高，硬度略有降低，压缩强度基本保持恒定。经1 040 ℃以上温度烧结时，合金的导电率、硬度和强度基本保持稳定，分别达到80% IACS、77 HRB 和450 MPa 以上。
( 3) 采用内氧化-HVC 方法制得的含0. 34%Al2O3的弥散强化铜合金的性能基本可以满足点焊电极的实际应用需求，提供了一种短流程、低成本制备弥散铜点焊电极的新方法。